PT1442150E - Aluminum-silicon alloys having improved mechanical properties - Google Patents
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Abstract
Description
DESCRIÇÃO EPÍGRAFE: "LIGAS DE ALUMÍNIO-SILÍCIO POSSUINDO PROPRIEDADES MECÂNICAS MELHORADAS" O invento refere-se a um processo para o melhoramento das características mecânicas de ligas de alumínio-silício. Apresentado de uma forma mais precisa, o invento refere-se a um processo de tratamento térmico para o melhoramento da ductilidade do material de objectos compostos por uma liga fundida ou liga de forja com fase eutética preferencialmente enriquecida ou purificada de alumínio-silício, eventualmente outros elementos da liga e/ou elementos contaminantes, objectos esses sujeitos a um recozer isotérmico com posterior endurecimento. 0 invento refere-se ainda a um objecto numa liga de alumínio-silício com fase eutética contendo preferencialmente, no mínimo, um elemento de enriquecimento, eventualmente magnésio, bem como outros elementos da liga e/ou elementos contaminantes, composta essencialmente por uma matriz α-Ai e precipitações de silício. 0 alumínio forma com o silício um sistema eutético simples, encontrando-se o ponto eutético numa concentração de Si de 12,5 % do peso e a uma temperatura de 577°C.EPIRG DESCRIPTION: " ALUMINUM-SILICON ALLOYS HAVING IMPROVED MECHANICAL PROPERTIES " The invention relates to a process for improving the mechanical properties of aluminum-silicon alloys. More precisely, the invention relates to a heat treatment process for improving the ductility of the material of objects composed of a forged alloy or forging alloy having a eutectic phase preferably enriched or purified from aluminum-silicon, elements of the alloy and / or contaminating elements, objects subject to an isothermal annealing with subsequent hardening. The invention further relates to an object in an aluminum-silicon alloy with eutectic phase containing preferably at least one enrichment element, optionally magnesium, as well as other elements of the alloy and / or contaminating elements, composed essentially of a matrix α -Ai and silicon precipitation. The aluminum forms with the silicon a simple eutectic system, the eutectic point being found at a Si concentration of 12.5% by weight and at a temperature of 577 ° C.
Através da junção de magnésio à liga, o qual pode ser diluído na matriz a-Ai até a um teor de, no máximo, 0,47 % do peso a uma temperatura de aproximadamente 550°C, é possível obter-se um considerável aumento da resistência do material através de um tratamento térmico e das precipitações de Mg2Si ai formadas.By coupling magnesium to the alloy, which can be diluted in the α-Al through matrix to a content of at most 0.47% by weight at a temperature of approximately 550 ° C, a considerable increase the strength of the material through a heat treatment and the Mg 2 Si precipitations formed therein.
No arrefecimento de uma massa fundida de Al-Si-Mg o resto de massa fundida pode solidificar de forma eutética, eliminando- -se neste 0 silício de uma forma grosseira semelhante a placas. É desde há muito do conhecimento da técnica, adicionar sódio ou estrôncio a ligas deste tipo, e evitar, assim, o crescimento dos cristais de silício na solidificação, o que é designado de enriquecimento ou purificação e é, em geral, efectuado para o melhoramento das características mecânicas, especialmente do alongamento de ruptura.Upon cooling of a molten mass of Al-Si-Mg the melt residue can solidify in a eutectic manner, thereby dissolving in this silicon in a coarse plate-like manner. It has long been known to add sodium or strontium to alloys of this type, and thus prevent the growth of the silicon crystals in the solidification, which is referred to as enrichment or purification and is generally carried out for breeding mechanical characteristics, especially the elongation of rupture.
As características mecânicas de produtos semi-acabados, nomeadamente de objectos em ligas de alumínio, podem ser consideravelmente influenciadas através do processo de tratamento térmico, encontrando-se os estados de tratamento térmico definidos na norma europeia EN 515. De acordo com a norma, as letras significam F = estado de fabrico e T = tratado termicamente em estados estáveis. 0 respectivo estado de tratamento térmico é caracterizado detalhadamente através do número aposto a seguir à letra T. A seguir são indicados na descrição os seguintes estados de tratamento térmico dos materiais com a sigla: F Estado de fabrico T5 Resfriado abruptamente da temperatura de fabrico e endurecido a quente T6 Sujeito a recozer da solução e endurecido a quente τβχ Sujeito a tratamento térmico de acordo com o presente invento T4x Sujeito a tratamento térmico de acordo com o presente inventoThe mechanical characteristics of semi-finished products, in particular of articles in aluminum alloys, can be considerably influenced by the heat treatment process, the heat treatment states being defined in the European standard EN 515. According to the standard, the letters means F = manufacturing state and T = thermally treated in stable states. The respective state of heat treatment is characterized in detail by the number affixed after the letter T. The following states of heat treatment of the materials with the symbol are indicated in the following description: F State of Manufacture T5 Abruptly cooled from the manufacturing temperature and hardened to hot T6 Subject to annealing of the solution and heat-hardened τβχ Subject to heat treatment according to the present invention T4x Subject to heat treatment according to the present invention
Para uma comercialização ou para a utilização industrial de objectos em liga de Al-Si são significativas por um lado as caracteristicas do material, e por outro, contudo, também os custos, nomeadamente as realidades económicas do fabrico, uma vez que são dispendiosos sobretudo os recozimentos isotérmicos mais longos a temperaturas mais elevadas, bem como os obrigatórios processos informativos, que podem ser necessários através da chamada fluência gravitacional num recozer de longa duração.For the commercialization or the industrial use of Al-Si alloys, on the one hand, the characteristics of the material are significant, and on the other hand the costs, in particular the economic realities of manufacture, longer isothermal anneals at higher temperatures, as well as the obligatory informational processes, which may be required by the so-called gravitational creep in a long-lasting annealing.
Basicamente pode verificar-se que uma liga de Al-Si no estado F possui geralmente reduzidos valores de resistência de Rp e valores de alongamento de ruptura A relativamente elevados.Basically it can be seen that an Al-Si alloy in the F state generally has reduced Rp strength values and relatively high elongation values of rupture A.
No caso de um estado de tratamento térmico T5, resfriado portanto da temperatura de fabrico e endurecido a quente, por exemplo, a 155°C até 190°C, com uma duração de 1 até 12 horas, atingem-se, de facto, valores de resistência Rp mais elevados, mas no caso de baixos valores o alongamento de ruptura A das amostras.In the case of a heat treating state T5, thus cooled from the manufacturing temperature and hot-hardened, for example, at 155 ° C to 190 ° C, for a duration of 1 to 12 hours, of resistance Rp higher, but in the case of low values the elongation of rupture A of the samples.
No caso de um estado de tratamento térmico correspondente a T6 com um recozer da solução a uma temperatura de, por exemplo, 540°C com uma duração de 12 horas e um posterior endurecimento a quente, é possível alcançar um considerável aumento da resistência do material no caso de um alongamento de ruptura das amostras, nomeadamente ductilidade do material, aproximadamente igual ou maior, comparativamente com o estado F. 0 longo tempo de recozimento da solução possibilita, por exemplo, uma vantajosa difusão de átomos de magnésio no material, formando-se, após um resfriar e endurecimento a quente do objecto, precipitações de Mg2Si finas e homogeneamente distribuídas na matriz a-Ai, precipitações essas, que aumentam a resistência do material de uma forme decisiva. 0 recozer da solução a temperaturas elevadas com longa duração tem, todavia, a desvantagem de uma, já anteriormente referida, fluência gravitacional da partícula, bem como uma dispendioso decurso de tratamento temperatura-tempo. Daí que se prescinda, frequentemente por razões económicas de um atingir da resistência máxima e boa ductilidade do material através de T6, optando-se por um estado de tratamento T5 para o objecto. A através de T5 decisivamente mais pequena resistência do material tem de ser compensada através de alterações de construção do elemento de construção. 0 invento tem, pois, por objectivo a criação de um novo processo económico de um tratamento térmico, com o qual seja possível aumentar significativamente a ductilidade do material, sem que se alcance aqui grandes quebras no que se refere à resistência do material em comparação com T6 ou uma ductilidade consideravelmente maior e uma maior resistência do material em comparação com T5. É ainda objectivo do invento revelar uma micro-estrutura de um objecto do tipo inicialmente referido, que provoque a vantajosa característica mecânica do material. 0 objectivo de acordo com o presente processo é alcançado na medida em que o recozer da solução se processa como um recozer de choque composto por um aquecimento rápido do material a uma temperatura de incandescência de 400°C-555°C, por uma conservação a esta temperatura com um tempo de paragem de, no máximo, 14,8 minutos e por um arrefecimento forçado posterior essencialmente à temperatura ambiente.In the case of a heat treatment state corresponding to T6 with a solution annealing at a temperature of, for example, 540 ° C with a duration of 12 hours and a subsequent hot setting, a considerable increase in the strength of the material in the case of an elongation of rupture of the samples, in particular ductility of the material, approximately equal to or greater, compared to the state F. The long annealing time of the solution enables, for example, an advantageous diffusion of magnesium atoms in the material, after cooling and hot setting of the object, precipitates of Mg 2 Si thin and homogeneously distributed in the matrix a-A 1, precipitations which increase the strength of the material of a decisive form. The annealing of the solution at high temperatures with long duration has, however, the disadvantage of a previously mentioned gravitational creep of the particle as well as an expensive temperature-time treatment course. Hence, it is often dispensed, for economic reasons, to achieve maximum strength and good ductility of the material through T6, with a treatment state T5 being chosen for the object. A through T5 decisively smaller resistance of the material has to be compensated through construction changes of the building element. The object of the invention is thus to provide a novel economical process of a heat treatment, with which it is possible to significantly increase the ductility of the material, without major breakthroughs being encountered here with respect to the strength of the material compared with T6 or considerably higher ductility and higher strength of the material compared to T5. It is a further object of the invention to disclose a microstructure of an object of the initially mentioned type, which causes the advantageous mechanical characteristic of the material. The object according to the present process is achieved in that the annealing of the solution proceeds as a shock annealing consisting of rapid heating of the material at a filament temperature of 400 ° C-555 ° C, this temperature having a standstill time of at most 14.8 minutes and a subsequent forced cooling essentially at room temperature.
As vantagens obtidas através do presente invento devem ser vistas essencialmente no facto de, com um simples recozer isotérmico de curta duração a temperatura elevada, se alcançarem os valores de ductilidade do material mais elevados. Um assim chamado recozer de choque origina ainda uma reduzida ou mesmo nenhuma estiragem da peça de construção ou estiragem do objecto, de forma a que, neste caso, não se torna necessário um ajuste dos mesmos. 0 recozer isotérmico de curta duração aponta também para uma elevada economia e pode, de forma simples, ser inserido numa sequência de fabrico, por exemplo através de um forno continuo, podendo, assim, proceder-se ao ajuste da resistência do material, a maioria dos casos, través de uma tecnologia do endurecimento a quente bem coordenada.The advantages obtained by the present invention should be seen essentially in that, with a simple short-term isothermal annealing at elevated temperature, the higher ductility values of the material are achieved. A so-called shock recoil still causes a reduced or even no drawdown of the article of construction or drawing of the object, so that in this case, no adjustment of the same is required. The short-term isothermal annealing also points to a high economy and can simply be inserted into a manufacturing sequence, for example through a continuous furnace, so that the strength of the material can be adjusted, most of cases, through a well coordinated hot setting technology.
Se, como pode prever-se de forma vantajosa, o recozer de choque se processar com um tempo de paragem inferior a 6,8 minutos, preferencialmente com um período de tempo de 1,7 até, eventualmente, no máximo 5 minutos, obtêm-se na maioria do número das ligas de Al-Si os maiores aumentos de ductilidade.If, as can advantageously be expected, the shock recoil occurs with a stopping time of less than 6.8 minutes, preferably with a time period of from 1.7 up to, if at most, 5 minutes, the greatest increases in ductility were found in most of the Al-Si alloys.
Caso após o recozer de choque se proceda a um endurecimento a quente do objecto, é vantajoso fixá-lo a uma temperatura na zona entre os 150°C e os 200°C com uma duração de 1 até 14 horas.If a hot hardening of the article occurs after the recoil of the object, it is advantageous to fix it at a temperature in the region of 150 ° C to 200 ° C for a duration of 1 to 14 hours.
Do ponto de vista da tecnologia do material, pode ser também vantajoso, se o endurecimento seguinte ao recozer de choque do objecto ocorrer como endurecimento a frio à temperatura ambiente. 0 outro objectivo do invento é atingido, na medida em que as precipitações de silício na fase eutética são esferoidizadas e possuem um plano de secção médio, ASi, inferior a 4pm2. A seguir é apresentada, sob a forma de uma fórmula, a determinação do plano de secção, sendo os factores designados como segue: ASi = Área média das partículas de silício em μπι2 A = Área média das partículas de silício por imagem em μιη2 n = Número de imagens medidasFrom the material technology point of view, it may also be advantageous if the hardening following the object annealing occurs as cold hardening at room temperature. The other object of the invention is achieved in that the silica precipitations in the eutectic phase are spheroidized and have a mean cross-sectional plane, ASi, of less than 4 ppm. The following is presented in the form of a formula, the determination of the section plane, the factors being designated as follows: ASi = Average area of the silicon particles in μπι2 A = Average area of the silicon particles per image in μιη2 n = Number of images measured
As vantagens de uma micro-estrutura deste género devem ser vistas essencialmente no facto de um fendimento no material através da esferoidização das precipitações de Si e respectiva pureza ser consideravelmente reduzido e a ductilidade do material melhorada. Por outras palavras: A esferoidização e o tamanho reduzido resultam numa favorável morfologia do silício eutético frágil e conduzem a valores de alongamento de ruptura do material consideravelmente mais elevados. No caso de carga mecânica, os picos de tensão na superfície limite da fase Si-A1 são reduzidos. Também em ensaios foi encontrada uma fractura transcristalina do material, o que aponta para uma ductilidade máxima do mesmo.The advantages of such a micro-structure should be seen essentially in that a fission in the material through the spheroidization of the Si precipitations and respective purity is considerably reduced and the ductility of the material improved. In other words: Spheroidization and reduced size result in a favorable morphology of brittle eutectic silicon and lead to considerably higher elongation values of material rupture. In the case of mechanical loading, the voltage peaks at the Si-A1 phase boundary surface are reduced. Also in the tests a transcrystalline fracture of the material was found, which indicates a maximum ductility of the same.
Do ponto de vista da tecnologia do processo, mas também para elevados valores de alongamento de ruptura do material, pode ser vantajoso, se as precipitações de silício na fase eutética forem esferoidizadas e possuírem um plano de secção médio inferior a 2μιη2.From the point of view of process technology, but also for high elongation values of material rupture, it may be advantageous if the silicon precipitation in the eutectic phase is spheroidized and has a mean cross sectional plane of less than 2μιη2.
Se, de acordo com o objectivo, tal como se mostrou nos trabalhos de pesquisa, a solução de acordo com o presente invento ocorrer pelo facto de a trajectória média livre entre as partículas de silício, Xs±, na fase eutética, definida como a raiz de uma área de medição ao quadrado a dividir pela quantidade de partículas de silício nela contida, possuir um tamanho inferior a 4pm, preferencialmente inferior a 3pm, especialmente inferior a 2pm, atinge-se uma distribuição da tensão especialmente homogénea nos valores de pico de tensão mais baixos no material sujeito a carga, porque a distância entre as partículas de silício de área reduzida actuam essencialmente sobre a aptidão de escoamento do material num respectivo estado de tensão. A determinação da distância média entre as partículas de Si, λΞι, é a seguir apresentada uma vez mais sob a forma de fórmula.If, according to the objective, as shown in the research papers, the solution according to the present invention occurs because the free medium path between the silicon particles, Xs ±, in the eutectic phase, is defined as the root of a square metering area to be divided by the amount of silicon particles contained therein, has a size of less than 4pm, preferably less than 3pm, especially less than 2pm, a particularly homogeneous voltage distribution is achieved at the peak voltage values lower in the chargeable material because the distance between the reduced area silicon particles essentially acts on the flowability of the material in a respective state of tension. The determination of the mean distance between the Si particles, λΞι, is given below once again in the form of a formula.
XSi = distância média entre as partículas de Si AQuadrado = Área de referência ao quadrado em pm2XSi = mean distance between Si particles A square = square reference area in pm2
Nsiiício = Quantidade das partículas de Si n = Número de imagens medidasNumber of Si particles n = Number of measured images
Um recozer da solução de acordo com o nível tecnológico, previsto como recozer de longa duração com 2 até 12 horas para uma difusão dos componentes da liga eficazes para a têmpera por precipitação e respectiva concentração no cristal misto, tem como efeito secundário também uma esferoidização das partículas de silício, mas estas partículas são, devido ao longo tempo de recozimento, muito grandes e distribuídas de forma grosseira, o que pode ser uma influência prejudicial no comportamento de fractura do material. Foi absolutamente surpreendente o facto de através do recozer de choque de curta duração ser possível em pequenos períodos de tempo de poucos minutos esferoidizar de acordo com o presente invento, um enredado eutético de silício, sendo possível alcançar uma vantajosa micro-estrutura do material. È aqui importante que a temperatura para o recozer de choque seja tão elevada quanto possível, todavia abaixo da fase mais baixa de massa fundida, preferencialmente 5 a 20°C abaixo.A annealing of the solution according to the technological level, provided as a long annealing with 2 to 12 hours for a diffusion of the alloy components effective for precipitation tempering and respective concentration in the mixed crystal, also has the effect of spheroidizing the but these particles are, because of the long annealing time, very large and coarsely distributed, which can be a detrimental influence on the fracture behavior of the material. It was quite surprising that by means of the short-duration shock annealing it is possible in small time periods of a few minutes to spheroise according to the present invention a eutectic silicon entanglement, it being possible to achieve an advantageous microstructure of the material. It is important here that the temperature for the shock annealing is as high as possible, however below the lower melt phase, preferably 5 to 20 ° C below.
As partículas de silício estão, com um tempo de recozimento crescente, sujeitas a um crescimento comandado pela difusão, sendo a inicialmente vantajosa elevada densidade de esferoidização ξ31, diminuída. A ductilidade máxima de um objecto numa liga de Al-Si foi descoberta numa solução do objectivo do invento, se a densidade média de esferoidização ξ8ι, definida como a quantidade das partículas de silício eutéticas esferoidizadas por 100 μιη2 possuir um valor superior a 10, preferencialmente, contudo, a 20. 1 n ξ5ι = Densidade média de esferoidização das partículas eutéticas de SiThe silicon particles are, with increasing annealing time, subject to diffusion driven growth, the initially advantageous being a high density of spheroidization ξ 31, decreased. The maximum ductility of an object in an Al-Si alloy has been discovered in a solution of the purpose of the invention, if the average spheroid density ξ8,, defined as the amount of the eutectic silicon particles spheroidized per 100 μιη2 has a value greater than 10, preferably , however, at 20. 1 n ξ5ι = Mean density of spheroidization of Si's eutectic particles
Nsiiício = Quantidade das partículas de Si A = Área de referência em μηι2 n = Número de imagens medidasNumber of particles of Si A = Reference area in μηι2 n = Number of measured images
Por precaução voltou a apresentar-se a relação através de fórmula.As a precaution, the relation was presented again by means of a formula.
Os trabalhos mostraram que, no essencial, todas as ligas de Al-Si contendo eutético podem ser dotadas de uma estrutura de acordo com o presente invento, e que os objectos a partir delas efectuados apresentam elevados valores de ductilidade do material. Especialmente eficazes são o aumento da qualidade e um melhoramento do alongamento de ruptura, se objecto foi fabricado pelo processo de Thixocasting. A seguir o invento é descrito mais pormenorizadamente com base em resultados de pesquisas e imagens. Mostra-se naThe work has shown that essentially all eutectic containing Al-Si alloys may be provided with a structure according to the present invention, and that the objects made therefrom have high ductility values of the material. Especially effective are the increase in quality and an improvement of elongation of rupture, if object was manufactured by Thixocasting process. The invention is described below in more detail based on results of research and images. It is shown in the
Fig. 1 Gráfico de barras: Valores mecânicos do material na dependência do estado do tratamento térmico Fig. 2 IdemFig. 1 Bar graph: Mechanical values of the material depending on the state of the heat treatment Fig. 2 Idem
Fig. 3 Imagem REM de uma lamínulaFig. 3 REM image of a cover slip
Fig. 4 IdemFig. 4 Idem
Fig. 5 Dependência da área média das precipitações de Si do tempo de recozimento Fig. 6 IdemFig. 5 Dependence of the mean area of Si precipitations of the annealing time Fig. 6 Idem
Fig. 7 Trajectória média livre entre as partículas de Si Fig. 8 Densidade média de esferoidizaçãoFig. 7 Mean free trajectory between Si particles Fig. 8 Mean density of spheroidization
Fig. 9 Diagrama de barras: Caracteristicas mecânicas do material de diferentes ligas de Al-Si Tab. 1 Valores numéricos da Fig. 9Fig. 9 Bar chart: Mechanical characteristics of the material of different Al-Si alloys Tab. 1 Numerical values of Fig. 9
Na Fig. 1 são mostrados num gráfico de barras os valores de limite de alongamento Rp0,2, bem como os valores de alongamento de ruptura A de amostras de uma peça de construção numa liga de AlSi7MgO,3, peça essa fabricada pelo processo Thixocasting. Os valores do estado do tratamento térmico T6 (12 horas 540°C + 4 horas 160°C) do material são confrontados com aqueles alcançados com o processo de acordo com o presente invento T6x após um tempo de recozimento de choque de 1 minuto (T6xl), após 3 minutos (T6x3) e após 5 minutos (T6x5) com uma temperatura de 540°C. Em todas as amostras ocorreu um endurecimento a quente (4 horas) com uma temperatura de 160°C. Os resultados dos ensaios de tracção mostram, que as amostras apresentam, após um recozer de choque, valores de alongamento de ruptura consideravelmente mais elevados, provocando o estado T6x3 um aumento de A em cerca de 60% comparativamente com T6.Shown in a bar graph are the elongation limit values Rp0.2 as well as the breakage elongation values A of samples of a building piece in an AlSi7MgO3 alloy, which part is fabricated by the Thixocasting process. The T6 heat treatment state values (12 hours 540øC + 4 hours 160øC) of the material are compared with those achieved with the process according to the present invention T6x after a 1-minute shock annealing time (T6x1 ) after 3 minutes (T6x3) and after 5 minutes (T6x5) with a temperature of 540 ° C. A hot setting (4 hours) with a temperature of 160 ° C occurred in all samples. The results of the tensile tests show that the samples exhibit considerably higher elongation at break after a shock anneal, causing the T6x3 state to increase A by about 60% compared to T6.
Na Fig. 2 voltam, nas mesmas amostras, a ser confrontados, sob a forma de barras, os valores do estado F, T4x3, T5, T6x3 no que se refere a Rpo,2 e ao alongamento de ruptura A. Visto comparativamente, volta a ser apresentado um aumento marcante dos valores de alongamento de ruptura. Tal como pode concluir-se da Fig. 2, o material pode, após um recozer de choque com 3 minutos, ser endurecido a frio (T4x3) ou a quente (T6x3), a fim de, de acordo com o presente invento, obter excelentes caracteristicas de alongamento da ruptura.In Fig. 2, in the same samples, the values of the state F, T4x3, T5, T6x3 with respect to Rpo, 2 and the elongation of rupture A. are compared in the same samples, to show a marked increase in the elongation values of rupture. As can be seen from Fig. 2, the material can be cold hardened (T4x3) or hot (T6x3) after a 3-minute annealing in order, in accordance with the present invention, to obtain excellent characteristics of elongation of the rupture.
As Fig. 3 e Fig. 4 mostram fotografias tiradas com o microscópio electrónico de exploração de precipitações de Si. Para o processo de fotografia e de avaliação há que notar: a fim de poder avaliar quantitativamente as imagens das lamínulas, é necessário dispor de imagens binárias adequadas. Até a um tempo de recozimento de 2 horas inclusive foram tiradas fotografias com o microscópio electrónico de exploração, depois de a lamínula ter sido anteriormente causticada 30 segundos com uma solução de 99,5% de água e 0,5% de ácido fluoridrico. A partir de 4 horas de tempo de recozer as laminulas foram causticadas com a solução Keller e as fotografias puderam ser feitas com o fotomicroscópio. Todas as imagens foram posteriormente tratadas com o programa Adobe Photoshop 5.0 digital e avaliadas com o programa de análise de imagens Leica QWin V2.2, importando a área de detecção mínima em 0,1 μιη2. A Fig. 3 mostra o material AlSoMgO,3 após um tempo de recozimento T habitual de 12 horas através de uma fotografia REM. Na Fig. 4 encontra-se reproduzida a micro-estrutura do mesmo material após um recozer de choque de 3 minutos. É claramente visível uma esferoidização das precipitações de silício já após pouco tempo (Fig. 4) e o crescimento comandado pela difusão das mesmas após longos tempos do recozer (Fig. 3) .Fig. 3 and Fig. 4 show photographs taken with the scanning electron microscope of Si. For the photography and evaluation process it should be noted: in order to quantitatively evaluate the images of coverslips, it is necessary to have images appropriate binaries. Up to an annealing time of 2 hours inclusive photographs were taken with the scanning electron microscope after the coverslip had been previously quenched for 30 seconds with a solution of 99.5% water and 0.5% hydrofluoric acid. After 4 hours of annealing time, the laminates were quenched with the Keller solution and the photographs could be made with the photomicroscope. All images were later treated with the Adobe Photoshop 5.0 digital program and evaluated with the Leica QWin V2.2 image analysis program, importing the minimum detection area by 0.1 μιη2. Fig. 3 shows the AlSoMgO material, 3 after a usual annealing time T of 12 hours through a REM photograph. In Fig. 4 the micro-structure of the same material is reproduced after a 3-minute shock annealing. It is clearly visible a spheroidization of silicon precipitation after a short time (Fig. 4) and the growth driven by the diffusion of the same after long annealing times (Fig. 3).
Nas Fig. 5 e Fig. 6 é apresentado o plano de secção médio AS1 das partículas de silício no ensaio de lamínula na dependência do tempo de recozimento a 540°C. Na representação apresentada na Fig. 5, com eixo de tempo logarítmico, é claramente visível a subida do plano de secção médio das partículas de Si, que caracteriza o tamanho das partículas. Da apresentação detalhada na Fig. 6 conclui-se a subida dependente da difusão das áreas medias de silício no prazo dos primeiros 60 minutos. O tamanho médio das partículas de silício em crescimento com o tempo de recozimento está altamente dependente do tamanho inicial das partículas de Si no eutético. Como no caso apresentado estamos perante um silício extremamente bem enriquecido e bem distribuído, no caso de um menos bem enriquecido, com partículas de Si inicialmente maiores, pode reduzir-se o tempo em que é alcançada uma área média crítica de silício, Asi, de aproximadamente 4 μιη2. A alteração da distância média entre as partículas de Si na dependência do tempo de recozimento é apresentada na Fig. 7 com base em resultados de ensaios. Depreende-se nitidamente um aumento da distância média das oclusões de Si.In Fig. 5 and Fig. 6 the mean sectional plane AS1 of the silicon particles in the cover slip test is shown depending on the annealing time at 540 ° C. In the representation shown in Fig. 5, with logarithmic time axis, it is clearly visible the rise of the mean section plane of the Si particles, which characterizes the particle size. From the detailed presentation in Fig. 6, the diffusion-dependent rise of the middle areas of silicon is completed within the first 60 minutes. The average size of the growing silicon particles with the annealing time is highly dependent on the initial size of the Si particles in the eutectic. As in the case presented here we have an extremely well enriched and well distributed silicon, in the case of a less well enriched one, with initially larger Si particles, the time can be reduced in which a critical average area of silicon is reached. approximately 4 μιη2. The change in the mean distance between the Si particles depending on the annealing time is shown in Fig. 7 based on test results. An increase in the mean distance of the Si occlusions is clearly evident.
Por fim, na Fig. 8 é apresentada a queda da densidade média de esferoidização, ξΞί, na dependência do tempo de recozimento. A queda a pique da densidade média de esferoidização inicia-se já aos 1, 7 minutos e conduz, a partir de um valor de ξΞ±<10 a uma pronunciada perda de ductilidade. A temperaturas de incandescência mais elevadas, este valor pode ser alcançado já após 14 a 25 minutos, sendo de prever para valores de alongamento de ruptura elevados superiores um valor de densidade superior a 20.Finally, Fig. 8 shows the decrease in the average density of spheroidization, ξΞί, depending on the annealing time. The steep drop in the mean density of spheroidization starts at 1, 7 minutes and leads, from a value of ξΞ ± <10 to a pronounced loss of ductility. At higher filament temperatures, this value can be reached after 14 to 25 minutes, with a higher density of greater than 20 being expected for values of high elongation at break.
Na Fig. 9 são reproduzidos, com base num gráfico de barras, os valores medidos no que se refere ao limite do alongamento e alongamento de ruptura, decorrentes da Tab. 1, de 8 ligas de Al-Si com composições diferentes. Em todas as ligas é alcançado, de acordo com o presente invento, um aumento da ductilidade do material.In Fig. 9, the measured values with respect to the limit of elongation and elongation of rupture, resulting from Tab. 1, of 8 Al-Si alloys with different compositions are reproduced, based on a bar graph. In all alloys, an increase in the ductility of the material is achieved in accordance with the present invention.
Tab. 1 F T5 T6x3 T6 Variantes Rp[MPa] A[%] Rp[MPa] A[%] Rp[MPa] A[%] Rp[MPa] A[%] Alsi7Mg03 121.7 13.0 167.5 9.9 228.5 16.7 259.8 10.6 Alsi7Mg05 143.9 10.4 175.8 9.3 240.2 13.9 311.7 9.1 Alsi7Mgx 159.8 8.3 197.2 6.8 265.2 10.1 322.9 7.6 Alsi6Mgx 159.7 10.2 195.3 7.8 250.6 8,9 318.6 6.5 AlsiõMgx 154.9 10.1 189.6 7.5 240.6 9.5 313.6 8.7 +Mn04 157.1 10.6 183.7 6.9 252.7 7.4 322.7 7.6 +Mn08 154.8 9,9 184.0 6 .6 255.9 6.7 324.4 4.9 AlSiõMgxx 211.7 3.5 256.4 2.5 242.1 5.1 291.6 5.3Table 1 shows the results of the results obtained in the literature [1], [1] and [2], [3] and [4] 143.9 10.4 175.8 9.3 240.2 13.9 311.7 9.1 Alsi7Mgx 159.8 8.3 197.2 6.8 265.2 10.1 322.9 7.6 Alsi6Mgx 159.7 10.2 195.3 7.8 250.6 8.9 318.6 6.5 AlsiO Mgx 154.9 10.1 189.6 7.5 240.6 9.5 313.6 8.7 + Mn04 157.1 10.6 183.7 6.9 252.7 7.4 322.7 7.6 + Mn08 154.8 9.9 184.0 6 .6 255.9 6.7 324.4 4.9 AlSiOmgxx 211.7 3.5 256.4 2.5 242.1 5.1 291.6 5.3
Lisboa, 22 de Março de 2007Lisbon, March 22, 2007
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